Особенности и физические принципы влияния добавок кремния на свойства стали

Кремний широко используется в металлургии. Ввиду высокого сродства к кислороду и доступности его вводят в расплавленную сталь как раскислитель [1]. Остаточное содержание кремния в стали не превышает 0,37 мас. %. При концентрации свыше 0,6 % его рассматривают как легирующий элемент. Кремнием легируют стали различного назначения: конструкционные (до 1,5 %), инструментальные (до 1,7 %), пружинно-рессорные (до 2 %), жаростойкие (до 3 %), электротехнические (до 4,5 %) и др. Легированная кремнием сталь обладает более высокими значениями предела упругости, текучести и сопротивления удару, повышенной жаростойкостью, но малым значением остаточной намагниченности [1]. Кремний входит в состав многих трубных сталей (в частности 09Г2С, 17Г1С), которые могут быть дополнительно микролегированы алюминием, ниобием, титаном или ванадием с целью измельчения зерна. В случае сварных труб и сталей типа 10Г2 содержание кремния в шве может дости- гать 0,6–0,8 %. Поэтому для трубных сталей существенно знать влияние на механические свойства даже малых концентраций кремния. В настоящей работе была поставлена задача исследовать влияние небольших концентраций кремния (от 0,02 до 0,39 мас. %) в сочетании с малыми добавками других легирующих элементов на прочность и ударную вязкость металла труб.

Методика экспериментов

Для проведения экспериментов были использованы образцы, изготовленные из листового проката, поставленного ЧТПЗ несколькими металлургическими комбинатами. Из листов вырезались темплеты-заготовки, из которых в свою очередь изготавливались образцы для имитации термического цикла сварки на комплексе Gleeble 3800 (образцы размером 10x10x55 мм). Температуры нагрева и скорости охлаждения соответствовали реально имеющим место при сварке швов под слоем флюса продольных швов электросварных труб большого диаметра. Затем образцы подвергались травлению в 4%-ном спиртовом растворе HNO3 для выявления границ имитированной зоны термического влияния, и в пределах этой зоны наносили острый надрез. Испытания ударной вязкости KCV проводились при –40 °С на образцах по ГОСТ 6996 (чертеж № 11) с использованием копра ИО5003.

Результаты и их обсуждение

Состав использованных сталей, а также результаты испытаний ударной вязкости (KCV–40) приведены в табл. 1.

Среди результатов, представленных в табл. 1, прежде всего обращает внимание на себя внимание исключительно высокая ударная вязкость KCV–40 для стали 8 с довольно низким содержанием кремния (0,02 %). Безусловно, нужно учитывать, что она также имеет низкие содержания углерода (0,06 %), серы (0,002 %) и фосфора (0,006 %). Однако приблизительно такие же концентрации этих элементов за исключением кремния имеют стали 6 и 7, но их ударная вязкость в 10 раз ниже, чем для стали 8. Поскольку концентрация углерода в сталях довольна низка, то интересно рассмотреть эффекты при введения кремния в техническое железо.

Одно из первых исследований в этом направлении сделал М.М. Штейнберг [2, 3]. Он изучил механические свойства при растяжении и провел сериальные ударные испытания для большой группы бинарных и комплекснолегированных сплавов на основе железа, содержащего не более 0,01 % С, 0,018 % Р и 0,02 % S. По концентрационному темпу нарастания сопротивления малым пластическим деформациям легирующие элементы можно расположить в последовательности Co, Cr, V, Al, Ni, Mn, Mo, W, Ti, Nb, Si. Показано, что на температуру хладноломкости влияют два фактора: размер α-зерна и природа легирующего элемента. Кремний оказался элементом, который в наибольшей степени повышает сопротивление малым пластическим деформациям (предел пропорциональности) и температуру хладноломкости. Интересно, что если на основе данных этих работ построить зависимость KCV–40 от концентрации кремния, то наблюдается резкое уменьшение от 300 до 50 Дж/см2 вблизи 1,0–1,5 % Si, но не вблизи 0 % Si, как в табл. 1.

А.П. Гуляев [4] приводит данные об изменении твердости и ударной вязкости ото- жженных двойных сплавов железа при увеличении в них концентрации Si, Mn, Ni, Mo, W, Cr и др. Добавки кремния оказали наиболее сильное воздействие на твердость технического железа по сравнению с остальными элементами. Ударная вязкость KCU в интервале концентраций от 0 до 0,7 % Si не изменялась (260 Дж/см2), но при больших концентрациях резко уменьшалась по линейному закону, достигнув при 2 % Si минимального значения около 5 Дж/см2, которое слабо понижалось при дальнейшем росте концентрации. Поскольку измерения свойств были проведены при комнатной температуре, то неизменность KCU при низких концентрациях свидетельствует только о том, что порог температурного охрупчивания у сплавов с 0–0,7 % Si лежит значительно ниже комнатной температуры, тогда как для сплава с 1,3 % Si, у которого KCU ≈ 130 Дж/см2, он расположен приблизительно при комнатной температуре. Аналогично резкое понижение KCU–40 сплавов Fe–Si при концентрации, превышающей 1 % Si, обусловлен тем, что у таких сплавов порог охрупчивания расположен выше –40 °С.

Упрочняющий эффект легирующего элемента обычно связывают с изменением периода кристаллической решетки и вводят параметр размерного несоответствия е = — • т^, а₀ ас где производная отражает темп изменения периода при возрастании концентраций С, выраженной в атомных долях. Для кремния в железе по данным [5] е = -0,24, однако можно указать целый ряд элементов (Al, Mo, W, V, Zn, Cu и др.), которые значительно сильнее, чем кремний, изменяют период решетки α-Fe, но упрочняют его слабее. Возможно, что упрочнение от кремния обусловлено электронными эффектами [5].

В книге М.Н. Георгиева [6] представлены данные о влиянии концентрации кремния на механические свойства нормализованных сталей, содержащих 0,2 % С и 1,4–1,5 % Mn. Добавление кремния существенно повышало твердость, пределы текучести и прочности, но понижало ударную вязкость. Если на основе сериальных кривых изменения ударной вязкости определить температуру хрупкости Т хр как температуру 50%-ного изменения от максимального значения ударной вязкости до минимального, то для интервала 0,03–0,8 % Si найдем, что повышение Т хр составляет 38 °С на 1 % Si.

> и	ci и	^о in	in 40	сч	in	in	40"	ОС	сч сч сч	4о"	4о" сч
	СП	'—1	О	in СП	40	00 сч	г-	ОО	00 сч	г-	00 сч
	СЧ	ТГ	о	40	in	о in	г-	г-	о 04 сч	40	40 СП
		СЧ сч	04	чГ	2	О о	40	сч	о in СП	г-	40
и		in 0 0 0^ 0"	О о -о о"	о о сс о"	О о со о"	о о О^ о"	СП о о О,' о"	о о о о"	о о О,' о"	о о о,' о"	40 о о о^ о"
Т		04 о о^ o'	СП о со о"	'хГ о о^ о"	СП о О о"	in 0 О^ о"	in 0 О№ о"	о о,' о"	СП о О,' о"	о О,' о"	40 о Ог о"
<		сч о^ o'	40 сч со о"	о о"	'хг со о"	сч О^ о"	04 О№ о"	СП СП О,' о"	'хГ О,' о"	04 сч о,' о"	СП о^ о"
		СЧ 1П 0^ 0"	40 СП о^ о"	СП о^ о"	о o'	3 о'	СП О№ о"	5-О,' о"	in О,' о"	ш 40 О,' о"	40 Ог о"
н		О' 0"	40 о. о"	00 о^ о"	СП сч <о о"	О^ о"	40 О№ о"	00 О,' о"	сч О,' о"	40 о^ о"	00 сч О' о"
>		сч 1П 0 0"	о	3 о"	3 о"	о о о"	о о о"	in О О о"	40 о о о"	о О,' о"	in О,' о"
о 2		00 О О^ о"	о О'	о О'	in 0 -о о"	in О^ о"	o'	04 сч^ о"	00 o'	СП 04 о"	in О О,' о"
и		40 О О	in o'	^ o'	СП о о"	сч СЧ О^ о"	СП О' о	ч!" О,' o'	СП О,' o'	сч о,' о"	00 О,' o'
т		40 О o'	СП СЧ о"	СП сч о"	сч о o'	40 40 СП о"	in ^t o'	СП сч o'	0"	ч!" сч о"	40 О o'
и		0"	in 0"	in 0"	сч о^ о"	04 СЧ о"	40 СП' о"	in 0"	0"	40 о^ о"	0"
со		СП о о^ о"	СЧ О о^ о"	СП о ■о о"	о о^ о"	о о о^ о"	о о"	О о^ о"	сч о о^ о"	04 сч о о,' o'	сч о о^ о"
Рн		СЧ о^ о"	СЧ о^ о"	-о о"	in О' о"	О,' о"	о о,' о"	40 о О,' о"	40 о О,' о"	40 О О,' о"	О,' о"
с S		in	о 1П	1П	^	сч	сч пГ	СП in^	40 хГ	40^	СП 40^
Й		04 СП о"	СП о"	о о"	40 СП о"	о"	00 о"	04 сч^ о"	сч о^ о"	сч о"	04 сч^ о"
и		04 -о о"	00 о^	00 о^ о"	o'	40 in О о"	ш о^ о"	’П о^ о"	40	сч ОО о о"	о о"
ИЯН91Э рнийпю^		СЧ	40^ сч	00^ in сч	40^ сч	^ СП	^ СП	сч СП	°ч in сч	СП СП	(N сч
ЛИЙ19Е1ЭОЦ		'—1	сч	сч	СП	^	ш	’П	ш	40	^
.01 с		'—1	сч	СП	Xt	in	40	г-	00	04	о

Ф.Б. Пикеринг [7], использовав результаты собственных исследований и данные, взятые из надежных литературных источников, предложил выражения для пределов текучести и температур хладноломкости низкоугле- родистых феррито-перлитных сталей:

от = 54 + 32,3Mn + 83,2Si + 11Mo +

+354^ + ^, МПа;

Тхр = -19 + 44Si + 700^ +

+2,2П - ±^, °С,

Vd

где концентрация элементов выражена в мас. %, N f – концентрация свободного азота; П – количество перлита, %; d – средний размер зерна, мкм.

Из выражений (1) и (2) следует, что 1 % Si, введенный в сталь, увеличивает предел текучести на 83,2 МПа, а температуру хладноломкости повышает на 44 °С, и эта цифра неплохо согласуется с результатами работ [3, 6]. Например, согласно [3], для сплава с 0,4 % Si температура хладноломкости при зерне 1 балл составляет –72 °С, а для сплава с 1,88 % Si – уже –3 °С, откуда темп повышения dr температуры хладноломкости   ——- = d ( /о ^t)

• 3 + 72                     _

Y^- = 48 °C/% Si. В таком случае при переходе от стали № 7 к стали № 8, различающихся по составу только содержанием кремния (0,02 и 0,29 %), величина Тхр должна понизиться на 48 • 0,27 = 13 °C. Если использовать известные [6] кривые сериальных испытаний ударной вязкости для стали с 0,4 % Si, то сдвиг по температуре на 13 °C должен повысить ударную вязкость на 250 Дж/см2. В нашем исследовании эффект повышения составил 200 Дж/см2, но этот результат относится к KCV–40, а не к KCU. При пересчете на KCU эффект окажется выше. Таким образом, легирование низкоуглеродистых сталей кремнием помимо упрочнения вызывает повышение температуры вязко-хрупкого перехода и понижение ударной вязкости KCV–40.

Затронем еще один эффект при введении кремния в сталь. При радиографическом исследовании [8] распределения углерода в сталях, содержащих большое количество кремния (~ 4,4 % Si), было показано, что после отжига или закалки с отпуском углерод концентрируется в основном у границ зерен; он вытесняется атомами кремния из центральных зон кристаллитов к их периферии. Такой же характер воздействия кремния на распределе- ние малых количеств углерода в α-железе был установлен Б.А. Мовчаном [9]. Отметим результаты, полученные для стали 10Х2МФ. Сточасовой отпуск при 500 °С закаленной стали не привел к выделению карбидов по границам зерен, но аналогичный отпуск в похожей стали, содержащей дополнительно 3 % Si, вызвал энергичное сосредоточение карбидной фазы по границам зерна. Я.Н. Ма-линочка [10] и К.П. Бунин [8] показали, что в чугунах, содержащих ликвационные неоднородности по кремнию, углерод вытесняется из микрообъемов, богатых кремнием, и концентрируется в микрообъемах обедненных данным элементом. Результаты этих исследований показывают, что добавки кремния стимулируют выделение карбидов по границам зерна и тем самым вызывают охрупчивание. Однако результаты [8] для сталей 12ХМФ и 12Х3МФ свидетельствуют о том, что эффект локализации карбидов на границе исчезает при содержании кремния ниже 0,7–0,8 %.

С позиций термодинамики характер взаимодействия атомов углерода и кремния определяет знак и величина коэффициента активности углерода в тройном растворе Fe–Si–C, обусловленного влиянием кремния [11]; /с¹ = ~", где Y c — экспериментально определяемый коэффициент активности углерода в легированном кремнием аустените или феррите, а Y c — коэффициент активности углерода в бинарном растворе Fe–C:

lny/ c ^si = 10,35%^; Inafc¹ = 14,5% “i ,

Y где %gi и %si - атомные доли кремния в у- или α-твердых растворах. Численный коэффициент £si-C в (3) и (4) представляет собой в простейшем варианте статистической теории ве-ZNEsi-C личину ———, где £si-C — усредненная энергия взаимодействия пар атомов Si и С. Положительность Egi-c означает, что как в аустените, так и в феррите атомы кремния и углерода отталкиваются, поэтому согласно теории Даркена [12] растворенные атомы кремния должны уменьшать коэффициент диффузии углерода.

Первопринципное моделирование [13] позволило установить энергии взаимодействия пар атомов Si–C, находящихся на последовательно увеличивающихся расстояниях (rij). Оказалось, что атомы кремния и углерода сильно отталкиваются при расположении первого в нулевом узле, а второго – в междоузлиях первой и второй координационных сфер. При расположении атома С в третьей сфере отталкивание становится слабым, а для четвертой и последующих сфер проявилось слабое притяжение. Повторный расчет, проведенный нашей компьютерной группой, подтвердил факт интенсивного отталкивания для первых двух координационных сфер. Для остальных сфер наблюдалось слабое притяжение. Как и следовало ожидать, моделирование подтвердило эффект снижения коэффициента диффузии углерода при возрастании содержания кремния. Обнаружение интенсивного отталкивания ближайших атомов кремния и углерода в решетке железа позволяет, с нашей точки зрения, понять причины сильного упрочнения сталей при добавлении кремния. Согласно теории Мотта–Набарро [14] атомы, образующие с железом растворы замещения и изменяющие параметр решетки железа, создают микрополя сдвиговых напряжений, которые суммируются и воздействуют на дислокации. Для их преодоления дислокацией приходится повысить деформирующее напряжение, что и приводит к повышению предела текучести. Однако модель Мотта – На-барро «не работает» применительно к упрочнению железа атомами углерода [14].

В более реалистичной теории Флейшера [14] сопротивление скольжению создают атомы углерода, расположенные в плоскости скольжения, в те моменты, когда через них проходит линия двигающейся дислокации. Здесь также суммируются поля напряжений отдельных атомов, но эти напряжения более сильные, так как являются близкодействующими, поскольку имеется почти прямой контакт линии дислокации и атомов углерода. При движении дислокации в решетке Fe–Si–C атомы кремния в верхней плоскости скольжения смещаются на вектор Бюргерса относительно неподвижных атомов углерода, расположенных ниже плоскости скольжения. И тогда возникает дополнительная сила отталкивания «кремний–углерод», которая передается дислокации, а макроскопически проявляет себя как увеличение предела текучести при легировании стали кремнием.

Нет полной ясности в эффектах влияния добавок кремния на необратимую и обратимую хрупкость отпущенной стали. Эти два вида хрупкости легированных сталей различаются, прежде всего, температурными ин- тервалами их проявления: 250–350 °С для необратимой и 480–540 °С для обратимой отпускной хрупкости. Академик В.Д. Садовский [15] однозначно установил, что из двух наиболее вероятных и часто проявляющихся совместно процессов, вызывающих необратимую хрупкость, – выделение тонких пластинок карбидов в кристаллах мартенсита по границам бывших аустенитных зерен и распад остаточного аустенита – именно первый выступает как основной. В другом исследовании [16] В.Д. Садовский рассмотрел влияние добавок кремния на ударную вязкость хромокремнистых сталей, отпущенных в интервале 200–350 °С. Оказалось, что кремний сдвигает к более высоким температурам положение максимума ударной вязкости и его величину. Положительная роль кремния для достижения высокой ударной вязкости после низкого отпуска подтверждена во многих работах. Однако объяснить этот эффект уменьшением коэффициента диффузии углерода под влиянием добавок кремния нельзя, поскольку другие легирующие элементы, например, Cr, Mn, W и др. уменьшают коэффициент диффузии углерода в большей степени, чем кремний [12]. У авторов статьи возникла мысль о том, что в присутствии кремния возрастает энергия образования карбида (Fe,Si)3C вследствие отталкивания расположенных рядом атомов углерода и кремния.

Здесь следует отметить получающие значительное распространение стали с бескар-бидным бейнитом [17]. Они содержат в качестве легирующих элементов марганец и кремний (или алюминий). В их состав может входить хром и примеси сильных карбидообразо-вателей (Nb, V, Ti и др.), вводимых с целью измельчения зерна аустенита. При увеличении концентраций углерода до 1 мас. % и более, а также марганца происходит снижение температуры начала образования бейнита (Бн) и мартенситной точки. Чем ниже Бн, тем более дисперсными оказываются возникающие пластинки бейнита, причем они разделены столь же дисперсными прослойками аустенита. По мнению Бхадешиа [18], пластинки бейнита зарождаются, имея то же содержание углерода, что и аустенит. Возможно, мы сталкиваемся с проявлением изотермической и атермической ступенями [17, 19] мартенситного превращения в сталях, причем верхняя находится в температурной области, где диффузия углерода становится заметной. Перенос углерода от α-фазы в γ-фазу стимулирует рост пластинок изотермического мартенсита, т. е. бейнита. Роль кремния заключается в подавлении карбидных выделений, ограничивающих потоки углерода и являющихся концентраторами напряжений. После охлаждения стали до комнатной температуры сохраняется часть остаточного аустенита, так что ударные испытания при отрицательных температурах проходят в условиях, когда сталь обладает свойствами TRIP-стали, т. е. пластичностью, наведённой превращением. Таким образом, и в случае сталей с бескарбидным бейнитом добавки кремния в значительной мере задерживают или подавляют образование частиц Fe3C.

Рассматривая влияние кремния на ударную вязкость сварных швов необходимо отметить работы [20, 21], посвященные ударной вязкости сварных швов. Согласно данным этих работ снижение содержания кремния в стали способствовало выделению карбидов при охлаждении из аустенитной области. Наблюдался рост ударной вязкости за счет исключения образования мартенсито-аустенитной составляющей в бейните.

Для того чтобы понять причину угнетающего воздействия добавок кремния на выделение карбида Fe 3 C было выполнено компьютерное моделирование изменения энергии карбида при растворении в нем атомов кремния. Оказалось, что она заметно уменьшается, т. е. снижается термодинамический стимул системы к выделению карбида.

Если закаленные легированные стали подвергнуть высокому отпуску и замедленно охладить, то становится возможным проявление вблизи 500 °С обратимой отпускной хрупкости.

К настоящему времени доказано, что отпускная хрупкость этого вида стали вызвана сегрегацией на границах зерна таких примесей как фосфор, сурьма, мышьяк, олово и усилена содержащимися в стали в качестве примесей кремнием и марганцем [22]. Эти результаты были многократно подтверждены, оказалось, что фосфор и другие примеси вызывают охрупчивание не только легированных сталей, но и простых сплавов железа. Применительно к легированным сталям широкое распространение получила модель конкурентной сегрегации атомов фосфора и углерода [22], причем сегрегации фосфора вызывают ослабление, а углерода – повышение межзеренного сцепления. Влияние легирую- щих элементов на отпускную хрупкость рассматривается в рамках данной модели с позиции их действия на термодинамическую активность углерода или фосфора, способствующего или ослабляющего сегрегации этих элементов на границе зерна и тем самым определяющему итог конкуренции. Считается, что на температуру хладноломкости влияет степень повышения концентрации элементов («+» для фосфора и «–» для углерода) на границе зерна.

Имеются экспериментальные результаты [23], свидетельствующие о том, что кремний, а иногда марганец, содержащиеся в сталях даже в виде остаточных примесных элементов, могут в значительной степени усилить проявление отпускной хрупкости. Такие данные известны для хромомолибденовых, хромоникелевых, никель-молибденовых и др. сталей. Охрупчивающее действие этих элементов может быть столь значительным, что, например, сталь 15Х2М, практически не подверженная отпускной хрупкости при содержании кремния менее 0,05 %, ведет себя при наличии 0,4–0,6 % Si как сталь с высокой склонностью к охрупчиванию. Для стали 25ХН3МФА к такому же эффекту охрупчивания при ступенчатом охлаждении приводит значительно меньшее увеличение содержания кремния: значения Δ T _xp изменяется от 40–50 °С при 0,02 % Si, до 90–100 при 0,08 % Si [22]. Рост содержания марганца в стали, содержащей 0,25 % Si, от 0,2 до 0,7 повышает T xp с темпом 300 °С на 1 % Mn. При снижении содержания кремния охрупчивающее влияние марганца ослабевает. Таким образом, не вызывает сомнения, что при относительно невысоких концентрациях кремния в стали он усиливает адсорбцию фосфора на границах зерна. В то же время радиографические исследования распределения углерода в отожженных высококремнистых сталях показывают, что углерод скапливается вблизи границ зерна, что должно приводить к увеличению концентрации углерода на границе. Эти процессы в определенном смысле антагонистичны. Возможно, существует граничная концентрация ~1,0–1,3 % Si, превышение которой приводит к изменению характера влияния кремния на температуру вязко-хрупкого перехода. Но в этом направлении нужны экспериментальные исследования.

Влияние серы. Вторым важным результатом данного исследования является обнару- жение высокой ударной вязкости у стали 5, для которой характерна очень низкая концентрация серы (0,0007 %) в сочетании с пониженными содержаниями кремния (0,17 %), ванадием (0,001 %) и титана (0,014 %), хотя концентрация фосфора (0,011 %) находится на среднем для данной серии сплавов уровне.

Известно [22, 25], что сера, подобно фосфору, является элементом который адсорбируется на границах зерна в α- и γ-фазах железа. По данным [24], энергия связи атома серы с границей зерна составляет 0,5 эВ/атом; для атома фосфора эта энергия меньше – 0,3 эВ/атом. Поверхностная энергия границы контакта «сера–сера» близка к 70 мДж/м2, «фосфор–фосфор» – около 50 мДж/м2, тогда как для железа она составляет 1900 мДж/м2. Следовательно, осаждение серы на границе зерен должно создавать эффекты, схожие с эффектами от фосфора.

Большинство промышленных сталей содержат не более 0,04 % S и 0,4–1,5 % Mn. Поскольку сродство марганца к сере значительно выше, чем железа, то в сталях образуются не сульфиды железа, а сульфиды марганца. Анализ [24] диаграммы состояния Fe–Mn–S для области с малым содержанием серы показывает, что кристаллизация начинается с выделения δ-феррита. Оставшаяся жидкость обогащается серой и марганцем, и при некоторой температуре (примерно 1480–1500 °С) ее фигуративная точка состава попадает на эвтектическую линию δ + MnS, и при дальнейшем охлаждении происходит эвтектическое превращение Ж → δ + MnS. Исследова- ния показали, что при концентрации марганца 0,4–0,8 % образующийся сульфид содержит кроме марганца и серы 3–5 % железа. Кристаллическая решетка сульфидов марганца и их химический состав в различных сталях практически одинаковы, но механизм образования и внешняя форма – морфология сульфидных включений сильно зависят от состава стали, степени раскисленности и скорости охлаждения при кристаллизации. Различают [24, 25] три морфологических типа сульфидов марганца: I – глобулярные, II – пленочные (эвтектические) и III – ограненные. Тип образующихся сульфидов зависит от степени рас-кисленности стали алюминием.

Данные о свойствах сталей, содержащих 1,5 % Mn и 0,0005–0,006 % P, с различной концентрацией серы приведены в табл. 2. Легко подсчитать, что темп уменьшения ударной вязкости KCU–40 при возрастании концентрации серы составляет 5600 Дж/см2 на 1 % S при 0,1 % С; 4600 Дж/см2 при 0,2 % С и 1428 Дж/см2 при 0,2 и 0,35 % C. Отсюда также следует, что при уменьшении концентрации углерода воздействие серы усиливается. Поэтому высокую ударную вязкость стали 5 можно объяснить пониженной концентрацией серы и пониженным содержанием кремния и углерода.

Эффект азота . Среди сталей табл. 1 следует отметить также сталь 2, для которой ударная вязкость близка к стали 5. По содержанию многих легирующих элементов сталь 2 близка к стали 1, но имеет более низкое содержание азота. По данным Ф.Б. Пикеринга [7],

Таблица 2

Механические свойства сталей 10ГЛ, 20ГЛ и 35ГЛ [23]

S, мас. %	σ т , МПа	σ в , МПа	KCU, Дж/см2, при температуре, °С
			+20	–20       \	–40
Сталь 10ГЛ
0,004	414	518	342	306	282
0,018	380	492	215	173	164
0,040	407	516	142	82	80
Сталь 20ГЛ
0,003	410	620	231	174	153
0,009	420	613	167	150	135
0,021	527	600	112	70	46
0,035	430	600	77	67	70
Сталь 35ГЛ
0,004	472	686	134	73	60
0,016	467	681	84	46	37
0,025	460	676	66	40	30

наличие свободного азота повыша ет температуру хладноломкости на 700^^ ^ °С, т. е. 0,003 % N (в предположении, что азот не связан в нитриды алюминия, ниобия или титана) повышает T xp на 38,3 °С. Но даже если остаточное содержание азота в три раза меньше (0,001 %), то порог хладноломкости будет повышен на 22 °С. Эффект азота значителен. Для стали 1 содержащиеся в ней 0,009 % несвязанного азота повысят T xp на 66,4 °С. Поэтому можно предположить, что повышенная ударная вязкость стали 2 обусловлена низкой концентрацией несвязанного азота.

Выводы

• 1.    Рассмотрена физическая природа важных для металловедов эффектов, возникающих при легировании сталей кремнием.

• 2.    Эффект сильного упрочнения сталей при введении кремния обусловлен сильным отталкиванием ближайших соседей Si и С, и это отталкивание создает дополнительное сопротивление движению дислокаций в стали.

• 3.    Эффект подавления выделения карбида Fe 3 Cпри низкотемпературном отпуске мартенсита и образовании бейнита является причиной смещения интервала необратимой отпускной хрупкости в область более высоких температур и формирования бескарбидного бейнита, обладающего повышенной ударной вязкостью.

• 4.    На примере большой группы экспериментальных сталей показано и объяснено реальное отрицательное влияние повышенной концентрации кремния на ударную вязкость нормализованных сталей.

Настоящая работа поддержана грантом Российского научного фонда № 16-19-10252.